1. 서 론
클래딩(cladding)은 금속 표면에 내식성 재질을 용접 등의 방식으로 덧씌우는 공정이다. 원자력 발전의 압력용기 내면에는 스테인리스강이나 초합금 소재로 클래딩을 하고 있으며 주로 아크 용접으로 제작되고 있다. 용접 방식은 스트립(strip)이나 와이어(wire) 용가 재를 사용하는 서브머지드 아크 용접(submerged arc welding)이나 가스 텅스텐 아크 용접(gas tungsten arc welding) 등이 있으며 일렉트로 슬래그 용접(electro slag welding) 방식이 적용되기도 한다. 이러한 용접 방식은 높은 용착효율과 적정한 품질의 용접부를 제공하지만 높은 입열이 용접부에 부가된다1). 이에 따라 항복 응력 크기의 높은 잔류응력을 갖는 넓은 열영향부(heat affected zone, HAZ)를 갖고 있으며 입열에 따른 열변형도 수반된다. 높은 희석률(dilution rate)로 인하여 요구되는 화학성분을 얻기 위해서는 다층 용접(multi-pass welding)이 필요하며 사용되는 용접 장치는 구조적으로는 완전한 자동화가 어렵고 용접재료도 많이 소모된다.
최근 원전은 대형에서 소형의 형태로 바뀌어 가는 추세이다. 소형 일체형 원자로(small modular reactor, SMR)는 300MWe 이하의 소형 원자로를 의미하며 모든 주기기를 하나로 통합하여 일체화한 것이다. 이것은 기기 제작과 설치 기간의 단축을 목적으로 하며 국내·외에서 다수의 모델들이 개발되고 있다. 소형 원전은 대형에 비하여 단위 전력당 건설비용이 높으며 이것은 소형 원전의 경쟁력을 저하시키는 큰 요소이다. 이것을 극복하기 위해 국내외 사업자는 새로운 제작 방식 특히 혁신적인 용접 방식의 적용을 모색하고 있다.
레이저 클래딩(laser cladding)은 소형 원전에 적용하기 위한 혁신 용접방법 중 하나로서 입열을 정밀하게 제어하여 모재와의 희석률을 낮게 함으로서 클래딩 두께를 최소화 할 수 있다. 용가재는 분말(powder) 또는 와이어(wire)를 사용한다2,3). 레이저의 집중 열원에 의해 고속으로 클래딩 용접이 가능하며 다양한 자세로 용접이 되므로 로봇에 의한 완전 자동화 공정으로 수행 가능하다4). 입열은 아크용접에 비해 상대적으로 낮는 반면에 국부적으로 높은 가열과 냉각 속도를 갖는다. 이것은 아크 용접에 비해 낮은 잔류응력으로 모재 특성에 최소한의 영향을 미친다. 용착량은 아크 클래딩에 비해 낮지만, N-AMRC(nuclear-advanced manufacturing research center, 영국), 프라운호퍼(Fra- unhofer IWS, 독일) 등 해외 연구기관에서는 고용량의 레이저 출력을 사용하여 스트립 용접과 유사할 정도로 향상시키고 있다5).
지금까지 레이저 클래딩 방식은 3D 프린팅을 비롯하여 내마모 코팅 등에 관한 연구와 실용화가 어느 정도 진행되었다. 그러나 원전의 압력용기에 레이저 클래딩은 적용한 적이 없다. 원전기기 클래딩에 사용되어온 기존의 아크용접을 대체하기 위해서는 레이저 클래딩에 대한 특성을 파악하고 적용성 검토가 요구되고 있으나 현재까지 이에 대한 연구가 그리 많지 않다.
본 연구는 소형원전에 적용하기 위한 레이저 클래딩의 특성을 파악하기 위함에 있다. 시험 시편은 SMR에 사용되는 SA508 Gr.3 Cl.1 저합금강 소재이며 클래딩 재질은 원전기기에 적용된 Alloy82, STS308L을 사용하였다. 클래딩 장비는 로봇형 레이저 시스템으로 평판 위에 헤드를 이송하며 클래딩 시편을 제작하였다. 시편의 계면 접합부를 기준으로 금속조직의 형태, 화학성분과 희석률, 경도값 변화 추이, SMR 설계의 클래딩 품질 요건에 따른 분석과 평가를 통해 각 소재의 클래딩 특성을 파악하였다. 이를 통해 SMR 압력용기에 레이저 클래딩의 적용성을 확인하고 향후 실제품에 적용하기 위한 기반기술을 확보하고자 한다.
2. 시험 방법
2.1 사용 소재
모재 금속(substrate)으로서 시편은 단조재로서 SA508 Gr.3 Cl.1 (두께 40 mm, P-No.3) 소재이다. 파우더 용가재는 Alloy82와 STS308L (입도 53~150 ㎛)을 사용하였다. Table 1은 사용된 소재의 화학적 조성을 나타낸 것이다. 시편 소재는 광방출 분광법에 의한 화학성분 분석값이며 용가재는 파우더 소재 증명서(mill sheet)에 명시된 값이다.
2.2 시험 조건
레이저 시험 장비는 6kW급 로봇형 다이오드 레이저 시스템(제작사: Laserline GmbH) 으로서 파장은 1050 nm, 빔 품질은 40 mm·mrad, 빔 크기는 사각 형태의 16×3 mm로 하였다. 분말 공급장치의 송급량은 디스크의 회전수에 의해 선형적으로 제어되며 균일성은 5% 미만으로 측정되었다. 클래딩 용접 변수는 예비시험을 통하여 설정한 최적 조건으로 Table 2와 같다.
Table 2
Welding parameters for laser cladding specimens
| Materials | Layers | Power (kW) | Powder (g/min) | Weld speed (mm/min) | Ar (ℓ/min) | Overlap (mm) | Energy density (kJ/g) |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Alloy82 | 2 | 2.1~3.6 | 15~23 | 90 | 10 | 4 | 5.8~12 |
| STS308L | 3 | 2.5~2.7 | 18~20 | 90 | 10 | 4 | 7.5~9 |
특성분석 시험용 시편은 Alloy82, 308L 클래딩 소재로서 아래보기 자세로 제작하였고 클래딩 두께는 Alloy82는 2층 용접으로 2.4 mm이며 308L은 3층 용접으로 4.0 mm로 측정되었다. 클래딩 용접후 열처리는 원전기기 일반 제작요건에 따라 유지온도 615± 20°C, 유지시간 40Hrs 으로 하였다.
용접입열(heat input)은 클래딩 특성에 크게 영향을 미치는 주요한 요소이다. 레이저는 용가재를 별도로 공급하므로 동일한 열량이라도 용가재 공급량에 따라 모재에 부가되는 입열이 다르다. 분말 용가재의 경우 입열은 전력량과 용가재 공급량의 관계식으로 에너지 밀도(energy density)의 개념으로 상대 비교할 수 있다.
용접입열에 따른 비교 분석을 위해 에너지 밀도를 저입열 5.8 kJ/g, 중입열 9.6 kJ/g, 고입열 12 kJ/g 으로 구분하여 Alloy82 소재로서 2층 클래딩 시편을 제작하여 화학성분과 경도값에 미치는 영향을 파악하였다.
2.3 분석 방법
Alloy82 및 308L 클래딩 용접부의 조직검사는 용접방향 수직으로 단면을 절단하여 중앙부 기준으로 1 ㎛ diamond paste로 연마한 후 2% nital 일반 에칭과 5% chromic acid 에칭 시약으로 전해 에칭을 하였다. 관찰 부위는 클래드 부위, 용융선(fusion line, FL)과 천이영역(transition zone, TZ), 조대입자 열영향부(coarse grain HAZ), 미세입자 열영향부(fine grain HAZ)이며 결정 구조, 크기와 방위 등으로서 특성을 분석하였다. 미세조직 관찰은 광학현미경(OM, NIKON/ ECLIPSE MA200) 및 주사전자현미경(SEM, JEOL, JSM-6510)을 사용하였다. EBSD는 전계방사형 주사전자현미경(FE-SEM, Tescan, MIRA II LMH)을 이용하여 관찰하였다.
클래딩 각 부위의 원소성분과 탄화물 등 석출물은 습식 화학분석(ICP-AES)과 EDS(energy dispersive spectrometer)로 측정하였다. 열영향부로 부터 클래딩 층까지 라인 스캔하여 분석하였고 계면 경계 부위는 EDS 포인트 성분으로 측정하여 농도 구배를 확인하였다.
희석률(D)은 Ni, Cr, Fe 원소를 기준한 성분 분석값으로 다음 식으로 계산할 수 있다. 여기서 Cfm, Ccl, Cbm는 용가재, 클래드, 모재 부위의 성분 농도를 의미한다.
δ-페라이트 값은 희석률에 크게 영향을 받는다. 오스테나이트 스테인리스강의 응고 모드는 austenitic-ferritic (AF) 또는 ferritic-austenitic (FA) 모드로 구분하며 이것은 Cr과 Ni 성분의 당량비 Creq/Nieq에 좌우된다6). 각각의 당량은 Creq=Cr+Mo+1.5×Si+0.5×Nb(wt%), Nieq=Ni+Mn+30×C+30×N(wt%)의 식으로 계산된다. 이에 따른 δ-페라이트 조직 분율은 De Long diagram 등으로 예측하였다. 용접부의 경도는 비커스 경도계(Hv2.0)로 측정하여 추이를 관찰하였다. 계면을 중심으로 모재와 클래드 부위의 경도 변화로써 클래딩 소재에 따른 미세조직과 연계하여 특징을 파악하였고 입열에 따른 차이를 살펴보았다.
3. 결과 및 고찰
3.1 조직 구성
클래딩의 구조는 계면, 즉 용융선을 기준으로 클래드 부위와 모재로 구분할 수 있다. 모재의 열영향부는 조립역과 세립역으로 되어 있고 용융선에서 클래딩 방향으로 천이영역이 형성되어 있다. 천이영역은 응고 구조나 석출물이 없는 상태로서 응고가 시작될 때 평활계면 성장(planar growth)으로 이루어지며 일정 구간에 평면 형태로 응고가 진행된다. 이때 용질원소가 응고된 영역에서 액상으로 배출되기 때문에 응고 선단에는 농도구배(concentration gradient)가 형성되어 조성적 과냉(constitutional supercooling)이 발생된다. 어느 정도 과냉각이 이루어지면 클래딩은 셀상(cellular)의 미세구조로 형성되며 이후 클래드의 응고 조직은 셀상과 셀수지상(cellular dendrite) 형태로 구성된다. 결정성장이 셀상에서 셀상 수지상으로의 전환은 용접 시에 결정립 성장 속도(growth rate)와 온도구배(temperature gradient)에 따르며 성장속도가 빠를수록 온도구배가 작을수록 수지상 형태로 응고한다7).
Fig. 1은 각 클래딩의 매크로 조직을 나타낸 그림이다. 클래딩 상면은 굴곡이 없은 매끈한 면을 보이며 클래딩 단면은 결함없이 양호하다. 모재와 클래딩 접합부는 일정한 용융선을 나타내고 있다.
Fig. 1
Optical macrograph showing the cladding macrostructure of SA508 Gr.3 Cl.1 cladded by (a) Alloy 82 and (b) 308L stainless steel
Fig. 2는 모재의 열영향부에서 클래딩 경계부위 까지의 광학 미세조직을 나타낸 것이다. Alloy82 클래딩의 모재측 열영향부는 경화된 열처리 조직으로 나타난다. 계면 인근의 열영향부는 조대화된 하부 베이나이트(lower bainite)가 주를 이루는 저온변태 조직을 하고 있다. 클래딩과 모재 사이의 계면은 결정 방향성 성장(epitaxial growth)이 없는 이종재질 간의 접합형태를 나타내며 클래딩 결정입계는 수직방향으로 되어 있다.
Fig. 2
Optical micrograph showing the microstructure near fusion line of SA508 Gr.3 Cl.1 cladded by (a) Alloy 82 and (b) 308L stainless steel
308L 클래딩의 계면 인근에 열영향부는 베이나이트 조직 분율이 낮아지고 페라이트 형태의 조직이 분포되어 있어 Alloy82와는 차이가 있다. 이것은 클래딩 소재가 용융온도 등 물성이 다름에 따라 HAZ 부위에 부가되는 입열이 다르므로 이에 따른 냉각속도의 차이에 의한 것으로 추정된다. 계면과 클래딩 입계 부위에는 용접후열처리에 의한 탄화물이 약한 디치(ditch) 형태로 형성되어 있다.
Fig. 3은 계면 부위를 중심으로 SEM 미세조직을 나타낸 것이다. Alloy82 클래딩의 천이구역은 용융선과 구분할 수 없을 정도로 좁고 클래딩의 응고방향 입계도 분명히 나타나지 않는다. 일반적으로 As-weld 상태에서는 합금원소량에 의해 Alloy82의 천이구역이 넓게 나타나지만 용접후 열처리 이후에는 확산에 의해 거의 소실되고, 308L은 탄화물 형성의 구간으로 약간의 폭을 가진다. 이것은 Alloy82의 Nb에 의해 Cr-rich 탄화물 생성 억제 등으로 천이영역 차이가 있음을 유추할 수 있다.
Fig. 3
SEM micrograph showing the microstructure near fusion line of SA508 Gr.3 Cl.1 cladded by (a) Alloy 82 and (b) 308L stainless steel
Fig. 4는 모재측 열영향부(Fig. 2)의 SEM 미세조직을 나타낸 것이다. 모재는 템퍼드 베이나이트의 조직을 나타낸다. Alloy82의 열영향부는 침상 베이나이트 조직의 형태이며 308L은 베이나이트 조직의 분율이 적게 나타낸다. Alloy82와 308L의 용접 입열은 유사하게 부가되었으나 열영향부의 조직은 차이가 있다. 이것은 클래딩 화학 성분에 의해 A1 변태온도의 변화 및 용융온도 등의 물성 차이에 기인하는 것으로 추정된다.
Fig. 4
SEM micrograph showing the microstructure of (a) substrate SA508 Gr.3 Cl.1 before cladding and substrate-sided HAZ after (b) Alloy82 cladding and (c) 308L stainless steel cladding
Fig. 5는 클래딩 층의 중간 위치에 SEM 조직을 관찰한 것이다. Alloy82의 수지상 경계는 희미하게 나타나며 전반적으로 입내는 탄화물 형태의 불순물을 내포하고 있다. 308L은 수지상 경계가 뚜렷하고 미세한 탄화물이 불연속적으로 분포되어 있으며 인근 부위는 탈탄이 되어 희게 보인다. 이것은 장시간의 용접후열처리에 따른 영향으로 판단된다. 모든 클래딩 부위에는 불순물로 보이는 검은 점이 입계와 입내에 무관하게 분포되어 있다. 이것은 분말 용가재의 극히 미세한 입자가 주변 원소와의 반응에 의한 산화물 또는 탄화물로서 급냉에 의해 트랩되어 클래딩 내부에 분산되어 있는 것으로 추정되며 그외 균열이나 기공 등 용접결함은 보이지 않는다. 클래딩 부위의 각 층은 수직 방향성을 갖는 응고 조직을 나타내었으며 이것은 강한 에너지 밀도에 의해 온도 구배에 비해 빠른 결정립 성장속도에 기인하는 것으로 볼 수 있다.
Fig. 5
SEM micrograph showing the microstructure of clad layer, (a) Alloy82 and (b) 308L stainless steel
Fig. 6은 클래딩 경계면을 중심으로 EBSD 역극도(inverse pole figure, IPF)와 상(phase) 맵을 나타낸 것이다. 응고 결정립은 열흐름의 주방향에 따라 <001> 유사 방향으로 진행된다. 결정립 형태는 응고방향으로 수직으로 길게 형성되어 있고 적은 결정립은 응고가 진행되면서 소멸된다. 용융선을 중심으로 모재부와 클래딩은 명확히 구분되어 천이구역은 거의 나타나지 않는다. Alloy82의 모재측 열영향부는 비교적 큰 결정립으로 보이는 내부에 미세한 베이나이트 조직 분포를 나타내며 308L은 적은 결정립을 갖는 일부 페라이트 조직 형태가 보인다. 이종 금속부에서는 모재와 용접금속 사이에 용융선과 평행한 유형II 입계 (Type II boundary) 형태가 발생된다8,9). 이것은 융융선 근처에서 응고 시 저합금강의 고온 BCC 상 δ-페라이트가 FCC γ-오스테나이트로 변환 시에 클래딩과 동일한 FCC 격자구조를 가질 때 생기며 페라이트-오스테나이트 용접의 융합 경계를 따라 형성한다. 이러한 경계는 높은 방위차를 가지므로 균열에 취약하다. Fig. 6(a), (b)의 EBSD IPF 맵을 통해 각 클래딩에서 이러한 용융선과 평행한 유형II와 유사한 입계는 존재하지 않음을 확인하였다. 실제로 이러한 경계는 과다한 고입열 등 적정하지 않는 용접 조건에서 발생할 가능성이 크므로 시편 시험에 적용한 클래딩 조건의 적절성을 보여준다고 할 수 있다.
Fig. 6
EBSD IPF and phase maps of cladding interface, (a),(c) Alloy82 and (b),(d) 308L stainless steel
열영향부의 미세조직은 입열에 따른 냉각 속도에 의해 형태가 다르다. 일반적으로 빠른 경우에는 열영향부 부위에 라스(lath) 형태의 경화조직이 생성될 수 있다. 여기에는 구 오스테나이트 입자 경계(prior austenite grain boundaries, PAGBs)가 존재하며 경계에는 탄화물, 미세입자 등이 있을 수 있고 이들은 M-A 혼합구성물 (M-A constituent) 성분의 가능성이 크다10,11). 클래딩에 있어서 M-A 성분은 일반적으로 간격이 넓고 면적 분률이 매우 적어 인성에 그다지 영향을 미치지 않는다. 특히 연속적인 클래딩 동안 열영향부는 2상 α+γ 영역으로 임계 간 재가열되어 마르텐사이트는 템퍼링되고 M-A성분은 미세하게 분산된다. 실제로 M-A는 EBSD 상 맵에서 FCC 영역의 존재로서 파악할 수 있다. Fig. 6(c),(d)의 상 맵으로 확인해 보면 계면을 기준으로 FCC와 BCC가 명확히 구분되어 있고 열영향부 부위는 FCC 형태가 미세한 점으로 표시되어 특성에 영향을 미칠 만큼 크기를 갖는 M-A 존재는 관찰되지 않았다.
308L은 용가재를 와이어로 사용할 때 EBSD IPF 맵에서 계면으로 부터 클래딩 방향으로 수 백 ㎛ 까지 BCC 조직의 페라이트 성분이 일정량 포함될 수 있다. Fig. 6(d)에서 클래딩 층에는 의미있는 BCC 조직이 전혀 포함되어 있지 않으며 이것은 분말 용가재의 용융 이행(molten transfer) 형태가 와이어 용가재와는 다르다는 것을 의미한다. 이러한 차이는 일부 두께 범위에 해당되므로 클래딩 품질에 대한 영향은 없을 것으로 판단된다.
3.2 성분 분석
각 클래딩 시편의 EDS 분석을 통해 클래딩 계면 근처에서 원소들의 분포를 살펴보았다. 계면 인근 위치는 포인트 측정을 하였고 전체 클래딩 구간은 라인 프로파일로 측정하여 성분 추이를 확인하였다. Fig. 7은 용융선을 중심으로 100 ㎛ 구간에 대한 EDS 포인트 측정 결과를 도시한 것이다. 클래딩의 부분혼합구역(partially mixed zone, PMZ)은 계면으로부터 안정된 클래딩 성분을 갖기 전까지의 구간을 의미한다. Alloy82 클래딩의 계면 부위에 농도구배는 308L보다 크다. 농도구배(concentration gradient)는 마르텐사이트 시작(Ms) 온도의 구배와 상응하며 이종재질 용접에서는 PMZ에서 관찰되는 마르텐사이트 층의 폭으로 농도구배 차이를 설명할 수 있다. 즉, Ms 온도는 합금성분의 희석이 많아질수록 낮아지므로 마르텐사이트 층의 폭이 좁고 농도구배가 크다12,13).
Fig. 7
SEM/EDS elemental distribution from substrate to clad layer, (a) Alloy 82 and (b) 308L stainless steel cladding
Alloy82와 308L의 계면 인근의 천이영역은 얇게 형성되어 있다. 용융선에서 모재측 열영향부 방향으로 수 ㎛까지 각 원소의 농도 구배를 갖고 있으며 클래딩 방향으로는 약 20 ㎛까지 큰 농도 구배를 갖는다. 이것은 클래딩 소재의 오스테나이트 성분이 일정한 범위까지 혼합 확산된 것으로 레이저의 고밀도에너지로 인해 클래딩 방향으로 강한 방향성 응고와 동시에 모재 열영향부 방향으로도 일정하게 희석이 이루어졌음을 알 수 있다. 용융선으로부터 클래딩 방향으로 40 ㎛ 위치에서 Fe 성분에 근거하면 Alloy82는 약 25%로서 모재성분이 포함되어 있으나 308L은 약 68%로서 거의 클래딩 소재 성분으로 구성되어 있음을 알 수 있다. 이것은 308L의 PMZ는 좁으며 상대적으로 얇은 두께내에서 클래딩 성분을 확보할 수 있음을 나타낸다.
Fig. 8(a)는 계면에서 Alloy82 클래딩 구간의 성분 변화에 대한 EDS 라인 프로파일을 도시한 것이다. Alloy82의 농도구배 범위로서 계면에서 약 200 ㎛ 구간까지 급격한 성분변화를 보이다가 약 600 ㎛까지는 완만한 농도구배를 나타내며 이후에는 일정한 클래드 성분을 갖는다. 희석률은 클래딩 두께 1.5 mm 위치에서 성분 분석으로 측정한 Ni, Cr 성분을 기준하면 3.4~6.3% 로 계산되었다. Alloy82 레이저 클래딩은 비교적 낮은 희석률을 가지며 일정한 범위에서 지속적으로 클래딩 성분이 변화함을 알 수 있다.
Fig. 8(b)는 계면에서 308L 클래딩 구간의 성분 변화에 대한 EDS 라인 프로파일을 도시한 것이다. 308L은 계면에서 40 ㎛ 정도 구간에서 조성변화가 크게 생기며 약 200 ㎛까지는 완만하게 나타내며 이후에는 안정된 클래딩 성분을 갖는다. 308L 희석률은 클래딩 두께 1.3 mm 위치의 성분 분석으로 측정한 Cr 성분을 기준하여 약 2.9%로 계산되며 Ni 및 Fe 성분을 기준한 희석율은 거의 없다. 따라서 308L 레이저 클래딩의 경우 희석률이 매우 낮으며 계면 가까이에서 부터 요구되는 클래딩 성분을 얻을 수 있다.
레이저 클래딩은 낮은 희석률에 따른 계면에서 1 mm 정도의 두께에서 요구하는 클래딩 조성을 얻을 수 있으므로 1층 용접이 가능함을 알 수 있다. 308L 클래딩 부위의 성분 변화가 Alloy82와 다른 것은 합금원소량에 따른 모재와의 성분 차이에 의한 혼합 확산의 영향으로 추정된다.
클래딩 층의 석출물을 SEM EDS로 관찰하였다. Alloy82은 Fig. 9와 같이 Cr23C6, NbC 탄화물이고 308L은 주로 Cr23C6 로 확인되었다. 탄화물 생성위치는 뚜렷한 우선적 위치는 없고 결정립계 및 입내에 불규칙하게 관찰되었다. 이것은 용접 후열처리 과정에 석출된 것이 아닌 용접과정에 생성된 것으로 추정되며 클래딩 품질에 영향은 미치지 않을 것으로 보인다.
Fig. 9
Precipitates analysis of Alloy82 cladding zone, (a) SEM microstructure and (b) Elements of point-A and (c) Elements of point-B
308L의 클래딩 두께 1.3 mm 위치에서 성분분석 결과를 활용하여 δ-페라이트 조직 분율을 예측하였다. 그 결과 아래 Table 3과 같으며 이것은 ASME Sec.III의 기준값 5FN 이상을 만족하고 있다.
Table 3
δ-ferrite values of 308L cladding
| Type | position(mm) | Creq | Nieq | Creq / Nieq | δ-ferrite |
|---|---|---|---|---|---|
| De long diagram | FL+1.3 | 21.40 | 13.53 | 1.58 | 10.2 % |
| Shaeffler diagram | FL+1.3 | 21.40 | 12.63 | 1.69 | 9 % |
| WRC* diagram | FL+1.3 | 20.26 | 13.15 | 1.54 | 6 FN** |
클래딩의 화학성분은 두께 위치별로 분석하였다. Alloy82는 클래딩 두께 1.5 mm 위치에서 C 0.041%, Co 0.007%이며, 308L의 클래딩 두께 1.3 mm 이상의 위치에서 C 0.02~0.03%, Co 0.03%로 측정되었다. 그 외 Cr, Ni 등 주요 원소성분은 Fig. 8에서도 나타난 바와 같이 1층 이내에 요구되는 클래딩 성분을 갖는다. 각 원소는 모재 및 분말의 성분과 희석률에 좌우되며 전체적으로 양호한 결과를 얻었다.
3.3 미세 경도
경도는 미세조직과의 연관성을 고려하여 특성을 파악하였다. Fig. 10은 모재에서 클래딩 부위까지의 경도값 추이를 나타낸 것이다. Alloy82의 클래딩 부위는 약 190 Hv이며 열영향부에서 모재측으로는 250 Hv 이상에서 200 Hv로 감소한다. 308L의 클래딩 부위는 약 220 Hv이며 열영향부에서 모재측으로 250 Hv 미만에서 200 Hv 이하로 감소한다. 계면에서 모재의 열영향부 경도는 전반적으로 모재보다 높으며 이것은 입열에 따른 경화조직 생성을 의미한다. 유사한 입열에 대해 Alloy82의 열영향부는 308L보다 더 경도가 높은 것은 클래딩 소재의 용융온도 등 물성 차이에 의한 것으로 판단된다. Ni기 초합금은 스테인리스강보다 더 낮은 용융온도를 가지며 이에 따라 부가 입열량에 의한 영향으로 열영향부에 베이나이트 분율이 증가되었을 것으로 추정된다. 이러한 현상은 분말 뿐만 아니라 와이어 용가재의 경우에도 동일한 결과를 나타낸다.
3.4 입열에 따른 특성비교
Alloy82 소재의 입열에 따른 클래딩 특성을 파악하였다. 동일한 용접속도 하에 용접입열에 따라 저입열(low-1, 2), 중입열(medium-1, 2), 고입열(high-1, 2) 시편으로 구분하였다. Fig. 11은 입열에 따른 화학성분의 차이를 도시한 것이다. 입열이 커질수록 Ni, Cr, Nb+Ta 성분의 함량이 낮아지고 Fe 성분이 높아진다. 이것은 SA508 모재와의 희석과 직접 연관되므로 입열이 커질수록 희석률이 높아짐을 알 수 있다. 따라서 적정한 클래딩 성분을 갖게 하기 위해서는 가능한 입열을 적게 하여 희석률을 낮추어야 한다. 입열을 너무 낮게 하는 경우에는 충분한 용융이 이루어지지 않음에 따른 용융 부족(lack of fusion)의 우려가 있으므로 적정한 입열의 용접조건 설정이 중요하다.
Fig. 12는 입열량에 따른 경도값의 추이를 나타낸 것이다. 클래딩 부위는 저입열일 때 약간 높은 경향을 보이고 있으나 명확하지는 않으며 모재 및 열영향부는 뚜렷한 차이를 나타내지 않는다. 따라서 본 시험 조건에서는 입열량에 따른 경도 차이가 없으며 미세조직의 구성도 비슷할 것으로 보인다.
3.5 굽힘 및 예민화 시험
굽힘시험은 ASME Sect.IX에 준하여 각 4개 시험편으로 측면굽힘(side-bend)을 실시하였다. Alloy82 시편은 2.0 mm 이하의 불연속 균열이 끝면에 다수 발견되었으며 308L은 0.7 mm의 이하의 불연속 균열이 발견되었다. 전체적으로 불연속 3 mm 이하의 코드 규정에는 만족하였다. 균열의 원인은 가공면 거칠기 또는 불순물 등으로 예상되며 용접 및 시험편 제작 조건에 대한 보완이 필요하다.
입계부식(intergranular corrosion) 시험으로서 예민화(sensitization) 시험은 스테인리스강의 용접부에 대해 열처리 등의 영향으로 Cr 탄화물 생성에 따른 결정입계의 부식 저항성을 시험하는 것이다. 308L 클래딩 시편에서 채취한 2개 시험편에 대해 ASTM A262 Practice E 시험 조건에 노출시킨 후 U-bend 시험을 실시하였다. 그 결과 어떠한 균열도 관찰되지 않았으며 이로써 양호한 클래딩 작업이 이루어진 것을 확인할 수 있다.
4. 결 론
소형원전에 적용하기 위해 SA508 Gr.3 Cl.1 소재에 Alloy82와 308L 분말 용가재로서 레이저 빔에 의한 클래딩 시험을 수행하였고 그 결과 아래의 결론을 도출하였다.
1) Alloy82 클래딩의 모재측 열영향부는 경도가 높은 하부 베이나이트 조직이며 308L 클래딩은 일부 페라이트 조직이 포함되어 있어 서로 차이를 나타낸다. 클래딩 층에는 탄화물 등이 일부 분포되어 있으나 결함이 없는 양호한 조직을 갖는다.
2) 클래딩 계면에서 부터 급격한 농도 구배와 부분혼합구역이 형성되며, 낮은 희석률에 의해 1.5 mm 범위에서 요구되는 클래딩 화학성분과 δ-페라이트 값을 갖는다. 따라서 레이저 클래딩은 1층으로 클래딩 용접이 가능할 것으로 파악된다.
3) 용접 입열이 커짐에 따라 희석률이 높아지는 반면, 경도값의 차이는 나타나지 않는다. 이로서 입열은 희석률을 고려한 범위에서 증가시킬 수 있을 것으로 판단된다.
4) 굽힘시험은 코드 규정에 만족하였고 입계부식 저항성을 나타내는 예민화 시험에는 어떠한 균열도 관찰되지 않는다.
Alloy82와 308L 소재로서 레이저 클래딩은 소형 원자로에 적용 가능함을 확인하였다. 레이저 클래딩을 실제품에 적용하기 위해서는 용접부 성능 뿐만 아니라 고용량 레이저 장비와 로봇 시스템 구성이 필요하며 이러한 조건 하에서 용접절차 검증을 통해 품질 안정성을 확보하여야 한다.
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